增材顶刊：揭示激光粉末床熔合金属显微组织形成过程中局部化学与塑性的相互作用

来源：材料学网

导读：金属部件的增材制造 (AM) 与传统的粉末或熔化冶金制造工艺相比，具有许多优势，表征微观结构和机械性能之间的关系仍然是这项新技术的主要挑战之一。我们结合了 AISI 316L 不锈钢的单道激光粉末床熔合 (LPBF) 扫描的实验研究、有限元分析、和大规模的三维离散位错动力学模拟，以提供对导致在增材制造金属中形成异质缺陷结构的潜在机制的独特理解。我们的研究结果表明，凝固胞壁位错滑移的中断是形成胞状位错结构的原因，突出了溶质偏析对增材制造部件塑性变形的重要性。这项工作为异质微结构形成提供了视角，并为可靠预测增材制造零件的最终机械性能开辟了潜力。

为了克服传统制造带来的设计和灵活性限制，金属部件的增材制造 (AM) 已经发展成为一种直接从点到点和逐层构建三维 (3D) 组件的技术一个数字模型。其中一种技术是激光粉末床融合 (LPBF)，它使用高能激光熔化和重新固化金属粉末，以构建具有高分辨率的复杂组件。对于组合的实验和模拟方法，会出现各种挑战。首先，确定足以代表潜在 LPBF 过程的基本物理量，其次，在涉及高温、热诱导残余应力和凝固诱导的具有挑战性的热和化学环境中以物理上有意义的方式捕获位错迁移率和相互作用合金原子的偏析。因此，316 SS 中单道 LPBF 扫描的实验研究通过对诱导的瞬态热机械应力的宏观有限元 (FEM) 分析和冷却阶段微观结构演变的 DDD 模拟得到增强，包括局部、空间变化的化学环境。

然而，人们对化学环境、微观结构和机械性能之间的关系知之甚少，这阻碍了对 LPBF 制造零件的机械性能进行可靠的预测和定制。随着增材制造正在朝着新的制造范式发展，对增材制造材料的工艺-微观结构-性能之间联系的预测能力变得越来越必要。设计微观结构是控制所需机械性能的一种方法，但是需要确定制造对微观结构演变的影响。LPBF 制造零件的位错微观结构和机械性能之间的联系只能通过在机械水平上根据 LPBF 加工过程中的热和化学环境对观察到的微观结构演变提供可理解的解释来实现。由于特有的空间和时间过程机制，使用纯实验方法限制了在原位跟踪单个位错水平上的微观结构演变的能力，因此通常需要事后方法进行解释。

为了正确表示由 LPBF 过程的高度瞬态、多尺度、热弹塑性性质引起的固有复杂性，美国约翰霍普金斯大学采用了一种集成的实验数据驱动和计算引导的方法。三维 (3D) 离散位错动力学 (DDD) 模拟用于提供对凝固诱导的溶质偏析对位错系演化的影响的独特理解。通过考虑在 AISI 316L SS 中单道 LPBF 扫描后冷却阶段局部化学和位错可塑性之间的相互作用，我们捕获了导致实验无法获得的位错亚结构形成的基本微观结构过程。相关研究成果以题“The interplay of local chemistry and plasticity in controlling microstructure formation during laser powder bed fusion of metals”发表在增材顶刊additive manufacturing上。

链接：https://www.sciencedirect.com/sc ... S2214860422001932#!

研究结果表明，316L AISI不锈钢LPBF凝固细胞壁中Mo、Cr等重元素胞状偏析的存在与平行于(100)取向的位错壁图的形成之间存在着一定的关系。虽然在快速冷却过程中，由于收缩的限制而产生的显著残余应力导致了弥散位错胞的形成，这与没有凝固胞时的实验观察结果一致，但这些位错结构与图状(100)排列的位错胞明显不同。它们与凝固细胞一起形成，即使是在单一的LPBF轨道上。因此，可以得出结论，仅基于热机械应力的机制不能充分解释在AISI 316L LPBF中观察到的明确的胞状结构的形成。相反，从大规模3D DDD模拟中可以明显看出，(100)排列的位错壁的观察是由偏析溶质原子打断位错滑移所驱动的，导致在冷却过程的后期阶段增强了交叉滑移和位错相互作用。这一结论与实验观察到的化学偏析域的细胞位错结构相一致。

图 1。800 nm的3D DDD 模拟中凝固单元壁的几何结构示意图；和b , a 中 1600 nm 细胞壁间距103μ米3模拟体积，c，53μ米3具有 800 nm 细胞壁间距的 DDD 模拟，以及d，在体积的下半部分具有隔离壁的模拟的几何形状和初始位错结构。a - c中的彩色线显示了第一个模拟步骤后的位错微观结构，其中不同的颜色代表不同的滑移系统。灰色平面示意性地表示溶质分离壁的中心平面的位置。（有关此图例中颜色参考的解释，请读者参考本文的网络版本。）

图 2。AISI 316L 不锈钢单次扫描 LPBF 后同一晶粒内不同亚结构的形成。a , 靠近熔池边界 (FZB) 的横截面 (插图) 的放大扫描电子显微镜 (SEM) 图像，由实线白线表示，它界定了熔池。这-axis 对应于激光扫描方向，而负-轴对应于激光束方向。白色虚线表示晶界。b，电子背散射衍射（EBSD）反极图（IPF）图，对应于显示单个晶粒中不同可见结构迹线的结晶取向的SEM图像。c，来自具有以下区域的透射电子显微镜 (TEM) 图像-trace（顶部）和-跟踪（底部）。

图 3。单轨 LPBF 处理过程中的温度曲线和残余应力，如 FEM 模拟所预测的那样。a，温度的预测 3D 轮廓；和b，单道 LPBF 处理过程中的 von Mises 应力分布。由于对称性-方向，只显示系统的一半。超过 1700 K 的熔化温度 （参见第 2.2节）的温度显示为黄色。c ， a中虚线所示截面上预测温度的等高线。d，温度、von Mises 应力以及在扫描方向和法线方向上的应力分量作为时间的函数，在c中用“*”表示的点处。这-axis 对应于激光扫描方向，而负-轴对应于激光束方向。（有关此图例中颜色参考的解释，请读者参考本文的网络版本。）

图 4。凝固后和冷却过程中温度相关的溶质偏析引起位错结构的形成。预测的位错结构的自相关函数米不同温度下的 3D DDD 模拟（参见补充图 S4）。这-,- 和-轴对应于,和水晶方向。a , 2D 等高线图显示使用平均局部位错密度的自相关函数的幅度-方向（参见补充图S5），其中仅考虑超过全体积平均密度15％以上的局部密度。b , 类似于a , 但对于沿-方向。

图 5。细胞凝固对位错结构排列的影响。

图 6。具有蜂窝状和非蜂窝状凝固结构的单个晶粒中的位错结构排列。a，低（上）和高（下）分辨率的颗粒的 EBSD-IPF 图，两者都有和型表面结构（也参见图2）。b 700 K 后预测的位错结构，来自 3D DDD 模拟，模拟如图所示的晶粒的晶体取向。以黑色表示的平面示意性地表示分离域和未分离域之间的分离。c , 平均局部位错密度相对于全体积平均密度沿-从包含凝固单元和未偏析域的位错微观结构部分提取的方向。灰色虚线表示溶质偏析壁的中心平面沿-方向和黑线表示分离分离域和分离域的平面的交点。d，二维等高线图显示了自相关函数的幅度，使用c中的位错密度图将未分离（底部）与分离（顶部）域隔离开来。

总之，本文通过对残余应力和胞状凝固引起的位错组织来源的机理研究，为可靠地预测LPBF合金的力学性能提供了基础。对残余应力和溶质偏析之间相互作用的理解将使独特的物理信息晶体塑性模拟的发展。例如，预测的胞状位错微观结构可以用来估计非均匀的内应力分布，从而为将胞状结构的强化效应纳入连续尺度模型提供了更多的物理基础。此外，位错微观结构的演化本身可以用来提供基于位错的塑性连续体理论。因此，这项工作可以通过多尺度材料建模框架设计出具有优异力学性能的新型增材制造材料。